CC BY
47
Влияние легирования водородом на деформационное поведение и локализацию пластической деформации на макромасштабном уровне субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6Al-4V
Г.П. Грабовецкая, Е.Н. Мельникова, Ю.Р. Колобов1, И.П. Чернов2
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Центр наноструктурных материалов и нанотехнологий Белгородского госуниверситета, Белгород, 308015, Россия 2 Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Изучено деформационное поведение при растяжении субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6Al-4V с различным содержанием водорода при температурах 293, 923 и 973 K. Установлено, что легирование водородом в количестве 0.08...0.33 мас. % повышает устойчивость сплава к локализации деформации на макроуровне при комнатной температуре и понижает при температурах 923 и 973 K. Обсуждаются возможные причины снижения устойчивости сплава к локализации деформации на макроуровне в присутствии водорода.
Effect of hydrogenation on strain-induced behavior and plastic deformation localization of submicrocrystalline titanium alloy Ti-6Al-4V at the macrolevel
G.P. Grabovetskaya, E.N. Melnikova, Yu.R. Kolobov1, and I.P. Chernov2
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
1 Centre of Nanostructured Materials and Nanotechnology associated with Belgorod State University, Belgorod, 308015, Russia
2 Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
We study the strain-induced behavior of submicrocrystalline titanium alloy Ti-6Al-4V with different hydrogen content at 293, 923 and 973 K in tension. Hydrogenation up to 0.08...0.33 mass % is found to increase alloy stability to deformation localization at room temperature at the macrolevel and to decrease at 923 and 973 K. Possible reasons of why alloy stability to deformation localization at the macrolevel decreases in the presence of hydrogen are discussed.
1. Введение
Известно, что водород оказывает отрицательное влияние на пластичность титана и его сплавов, если его содержание превышает некоторый определенный предел [1, 2]. При комнатной температуре это связано, прежде всего, с образованием гидридов. При высоких и повышенных температурах гидриды полностью растворяются в титане и его сплавах. Однако свободный водород, обладая высокой подвижностью в металлах, диффундирует в наиболее напряженные участки, что приводит к образованию скоплений водорода и, как следствие, снижению пластичности материала [2]. Вместе с тем, в литературе имеются сведения [1, 2], согласно которым
формирование в титановых сплавах мелкозернистой структуры (размер зерен 2...3 мкм) снижает отрицательное влияние водорода на их механические свойства. В связи с этим представляет интерес провести исследование влияния легирования водородом на механические свойства и деформационное поведение титановых сплавов в субмикрокристаллическом состоянии.
2. Методика эксперимента
В качестве исходного материала для исследования в работе был использован крупнозернистый а + в титановый сплав Т^6А1-4Х концентрация водорода в котором составляла 0.008 мас. %. Субмикрокристаллическая
© Грабовецкая Г.П., Мельникова Е.Н., Колобов Ю.Р., Чернов И.П., 2006
структура в сплаве со средним размером зерен порядка -0.1 мкм была получена методом, сочетающим предварительное легирование водородом и горячую пластическую деформацию прессованием [3, 4]. Для получения образцов с различным содержанием водорода (0.005, 0.08 и 0.33 мас. %) слитки перед прессованием легировали водородом в аппарате Сиверста в среде осушенного водорода при температуре 1023 К до различных концентраций. После прессования проводили частичную дегазацию слитков путем отжига в вакууме при температуре 873 К. Концентрацию водорода в образцах измеряли кулонометрическим методом определения массовой доли водорода и методом точного взвешивания. Последний использовался при концентрациях водорода более 0.1 мас. %.
Фазовый состав и параметры решеток фаз определяли методами рентгеноструктурного анализа на дифрактометре Shimadzu XRD6000 с точностью 0.0001 нм.
Испытания на растяжение образцов с размерами рабочей части 5x1.7 х0.7 мм были проведены на установке ПВ-3012М с начальной скоростью деформации 6.7 • 10-3 с-1 при комнатной температуре и температурах 923, 973 К, соответствующих условиям сверхпластического течения сплава Т-6А1-4У в субмикрокристаллическом состоянии.
3. Результаты и их обсуждение
Рентгеноструктурные исследования показали, что в субмикрокристаллическом сплаве ТС-6А1-4У-0.005Н присутствуют две а- и в-фазы, параметры решеток которых близки к соответствующим параметрам решеток а- и в-фаз исходного крупнозернистого сплава (табл. 1). Субмикрокристаллический сплав Ti-6Al-4V-0.08Н является трехфазным. Кроме а- и в-фаз в нем присутствуют выделения гидридов ТШ1-2. Параметры решеток а- и в-фаз субмикрокристаллического сплава Т-6А1-4V-0.08Н больше соответствующих параметров решеток а- и в-фаз крупнозернистого сплава (табл. 1). Это
может свидетельствовать о том, что часть водорода в сплаве находится в твердом растворе. Сплав Т-6А1-4V-0.33Н представляет собой однофазный твердый раствор водорода на основе а-фазы с гексагональной решеткой (табл. 1).
Типичные кривые течения при растяжении сплавов Ti-6Al-4V-Н с различным содержанием водорода при температурах 293 и 973 К, рассчитанные в приближении постоянства объема деформируемого материала, представлены на рис. 1 в координатах «истинное напряжение растяжения - относительное удлинение» (вид кривых течения сплава при температурах 923 и 973 К подобен). Видно, что в общем случае на кривых течения сплавов Т-6А1-4^Н наблюдаются четыре стадии: две стадии упрочнения, стадия разупрочнения и стадия установившейся деформации. При температуре 293 К на кривых течения независимо от концентрации водорода в сплаве наблюдаются три стадии: упрочнения, установившейся деформации и разупрочнения (рис. 1, а). При этом с повышением концентрации водорода в сплаве протяженность стадии деформационного упрочнения увеличивается (рис. 1, а).
Повышение температуры деформации до 923 и 973 К приводит к изменению вида кривых течения сплавов Т-6А1-4^Н (рис. 1, б). При указанных температурах на кривых течения сплавов Ti-6Al-4V-0.33Н, ТС-6А1-4V-0.08Н четко выделяется две стадии деформационного упрочнения: стадия интенсивного упрочнения на начальном участке кривой течения с увеличением степени деформации сменяется стадией с низким коэффициентом деформационного упрочнения. Далее на кривой наблюдается стадия резкого разупрочнения. Для кривой течения сплава Ti-6Al-4V-0.005Н характерно наличие стадии установившейся деформации, которая следует за стадиями упрочнения и слабого разупрочнения (рис. 1, б). Появление стадии установившейся деформации сопровождается увеличением пластичности сплава до -500...600 %. Такой вид кривой течения ха-
Таблица 1
Качественный фазовый состав и параметры решеток фаз сплавов Т1-6А1-4^Н при комнатной температуре
Материал Фазовый состав Параметры решеток фаз
аа, нм са ■нм м н CÜ a
Т - 6А1 - 4V - 0.008 мас. % Н (крупнозернистый) 89 об. % а + 11 об. % ß 0.2921 0.4665 0.3208
Т - 6А1 - 4V - 0.005 мас. % Н (субмикрокристаллический) 90 об. % а + 10 об. % ß 0.2920 0.4664 0.3210
Т - 6А1 - 4V - 0.08 мас. % Н (субмикрокристаллический) а + ß + TiH1-2 0.2925 0.4670 0.3273
Т - 6А1 - 4V - 0.33 мас. % Н (субмикрокристаллический) 100 % а 0.2928 0.4676 -
Т - 6А1 - 4V - 0.005 мас. % Н (субмикрокристаллический) (закалка от 973 К) 91 об. % а + 9 об. % ß 0.2921 0.4663 0.3209
Т - 6А1 - 4V - 0.33 мас. % Н (субмикрокристаллический) (закалка от 973 К) а + ß + TiHi-2 0.2924 0.4672 0.3297
Деформация
Деформация
Рис. 1. Кривые течения сплава ТІ-6А1-4У с различным содержанием водорода при температурах 293 (а) и 973 К (б): 1 — сплав Ті-бА1-4У-0.005Н;
2 — сплав ТІ-6А1-4У-0.08Н; 3 — сплав ТІ-6А1-4У-0.33Н; 4 — сплав ТІ-6А1-4У-0.08Н, растяжение в условиях дегазации
рактерен для мелкозернистого сплава Т1-6А1-4У при сверхпластическом течении при температуре 1173 К [5].
Анализ характеристик прочности и пластичности сплавов Т1-6А1-4У-Н показал (табл. 2), что при температуре 293 К значения предела текучести а02 уменьшаются с увеличением концентрации водорода в сплаве, тогда как значения предела прочности а в и деформации до разрушения 8 увеличиваются. С повышением температуры испытания значения а02 и ав всех исследуемых сплавов уменьшаются, а величина 8 увеличивается. При температурах 923 и 973 К значения а 0 2 и ав увеличиваются, а величина 8 уменьшается с ростом концентрации водорода в сплаве. Следует отметить, что легирование водородом крупнозернистых а + в титановых сплавов до концентраций 0.3 мас. % при температурах 923 и 973 К либо не изменяет значений а 0 2, ав и 8, либо приводит к уменьшению значений а0 2 и ав и увеличению 8 с ростом концентрации водорода в сплаве [6].
При изучении распределения деформации по длине рабочей части образцов было установлено, что все исследуемые сплавы в той или иной степени проявляют склонность к локализации деформации на макроуровне. В сплавах Т1-6А1-4У-0.005Н и Т1-6А1-4У-0.08Н локализация деформации на макроуровне при комнатной температуре проявляется в развитии двух макрополос локализованной деформации шириной -0.5 мм. Полосы располагаются под углом -120° друг к другу и под углом, близким к 60 ° к оси растяжения. Появление макрополос локализованной деформации на кривой течения соответствует началу стадии падающего напряжения. Такой характер локализации деформации является типичным для субмикрокристаллических металлических материалов, полученных с использованием методов интенсивной пластической деформации [7, 8]. Разрушение образцов субмикрокристаллических сплавов Т1-6А1-4У-0.005Н и Т1-6А1-4У-0.08Н происходит сдвигом вдоль одной из макрополос локализованной деформации. В сплаве Т1-6А1-4У-0.33Н локализация
Таблица 2
Механические свойства субмикрокристаллического сплава Т^6А1-4У-Н с различным содержанием водорода
Материал Температура, К ао. 2, МПа а в, МПа 5, % Коэффициент локализации деформации п
Т - 6А1 - 4У - 0.005 мас. % Н 293 1446 1456 7 1.98
Т - 6А1 - 4У - 0.08 мас. % Н 1435 1492 9.5 1.75
Т - 6А1 - 4У - 0.33 мас. % Н 1363 1580 12 1
Т - 6А1 - 4У - 0.005 мас. % Н 923 38 64 470 6.8
Т - 6А1 - 4У - 0.08 мас. % Н 71 89 290 9.6
Т - 6А1 - 4У - 0.33 мас. % Н 128 152 260 13
Т - 6А1 - 4У - 0.005 мас. % Н 973 40 61 600 5.1
Т - 6А1 - 4У - 0.08 мас. % Н 78 104 400 10.4
Т - 6А1 - 4У - 0.33 мас. % Н 84 105 150 21
Т - 6А1 - 4У - 0.08 мас. % Н (растяжение в условиях дегазации) 59 88 540 7.6
деформации на макроуровне происходит путем образования слабовыраженной шейки, а разрушение — отрывом вдоль плоскости, практически перпендикулярной направлению нагрузки. При повышении температуры испытания до 923 и 973 К локализация деформации на макроуровне в исследуемых сплавах проявляется в развитии слабо (сплав Т^6А1-4У-0.005Н) или резко (сплавы Т^6А1-4У-0.08Н и Т^6А1-4У-0.33Н) выраженной шейки. О степени развития процессов локализации деформации на макроуровне можно судить по величине коэффициента локализации деформации, который определяется по формуле [9]:
П = 1/[(1 -¥)(! + 8)], где ^ — сужение в шейке; 8 — деформация до разрушения.
Из сравнения значений п исследуемых сплавов видно (табл. 2), что легирование водородом субмикрокрис-таллического сплава ТС-6А1-4У повышает его устойчивость к локализации деформации на макроуровне при комнатной температуре и снижает при повышенных температурах. В настоящее время причина повышения устойчивости к локализации деформации на макроуровне субмикрокристаллических сплавов Т-6А1-4У-Н при комнатной температуре не известна. При температурах 923 и 973 К, при которых водород в сплаве находится в твердом растворе, определяющая роль водорода в понижении устойчивости к локализации деформации на макроуровне подтверждается тем фактом, что при растяжении образца сплава ТС-6А1-4У-0.08Н в условиях дегазации на кривой течения появляется стадия установившейся деформации (рис. 1, б, кривая 4). При этом уменьшается величина п и увеличивается деформация до разрушения (табл. 2).
Эффект снижения устойчивости к локализации деформации на макроуровне сплава Т-6А1-4У при температурах 923 и 973 К с повышением концентрации водорода может быть связан с появлением неоднородности распределения водорода по объему образца в процессе растяжения. Выше отмечалось, что водород способен концентрироваться в наиболее напряженных участках образца. С другой стороны, известно [10], что легирование водородом сплава Т^6А1-4У до концентрации 1.0 мас. % приводит к снижению температуры а^в~ перехода до 973 К и образованию обогащенной водородом в-фазы. Образование при растяжении обогащенной водородом в-фазы в локальных участках образца может приводить к развитию неоднородной пластической деформации. Результатом этого будет локализация деформации на макроуровне и уменьшение величины деформации до разрушения. Действительно, рентгеноструктурные исследования закаленного от тем-
пературы 973 K сплава Ti-6Al-4V-0.33H показали, что при указанной температуре в сплаве, кроме a-фазы, присутствует ß-фаза. При этом параметр решетки ß-фазы существенно больше соответствующего параметра решетки при температуре 293 K (табл. 2). В то же время, фазовые составы сплава Ti-6Al-4V-0.005H при температурах 293 и 973 K практически не отличаются.
4. Выводы
Легирование субмикрокристаллического сплава Ti-6A1-4V водородом в количестве 0.08...0.33 мас. % подавляет локализацию деформации на макроуровне при комнатной температуре, что приводит к повышению его пластичности при растяжении.
При температурах 923 и 973 K присутствие водорода в субмикрокристаллическом сплаве Ti-6Al-4V снижает его устойчивость к локализации деформации на макроуровне и величину деформации до разрушения при растяжении. Предполагается, что это связано с образованием в процессе деформации в наиболее напряженных участках образца обогащенной водородом ß-фазы и, как следствие, развитием неоднородной пластической деформации.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Президиума РАН (проект СО РАН № 9.5) и РФФИ (грант № 06-08-00662).
Литература
1. Цвиккер У. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 511 с.
2. КолачевБ.А., ЛивановВ.А., Буханова А.А. Механические свойства титана и его сплавов. - М.: Металлургия, 1974. - 544 с.
3. Мазуровский М.И., Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афоничев Д.Д. Использование водородного легирования для формирования суб-микрокристаллической структуры в двухфазных титановых сплавах // Металлы. - 1995. - № 6. - С. 83-88.
4. Грабовецкая Г.П., Мельникова E.H., Колобов Ю.Р. и др. Эволюция структурно-фазового состояния сплава Ti-6Al-4V в процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом // Изв. вузов. Физика. -2006. - № 4. - С. 86-91.
5. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов. - М.:
Металлургия, 1984. - 264 с.
6. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей пластической деформации титановых сплавов. - М.: Металлургия, 1986. - 118 с.
7. Дударев Е.Ф., БакачГ.П., Грабовецкая Г.П. и др. Деформационное
поведение и локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в субмикрокристаллическом титане // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 1. - С. 97-104.
8. Панин В.Е., Деревягина Л. С., ВалиевР.З. Механизм локализованной
деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.
9. ПресняковА.А. Локализация пластической деформации. - М.: Ма-
шиностроение, 1983. - 56 с.
10. Ильин А.А., Мамонов А.М. Температурно-концентрационные диаграммы фазового состава водородсодержащих многокомпонентных сплавов на основе титана // Металлы. - 1994. - № 5. - С. 71-78.
